1、引言

鈦合金、不銹鋼鑒于各自所具備的優良性能，成為廣泛應用的重要金屬。在某些特殊的工作場景中，諸如在核動力裝備中需要使用鈦合金與不銹鋼的復合構件，其連接接頭的服役條件惡劣，需滿足高溫、高壓環境下長期安全使用且具備較強抗腐蝕能力，因而要求具備優質的鈦/鋼復合焊接接頭。但是鈦合金與不銹鋼焊接時，鈦合金中的 Ti 與不銹鋼中的 Fe、Cr、Ni、C 易形成 TiFe、TiFe2、TiCr2、NiTi、TiC 等脆性金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)及碳化物，造成焊縫脆性較大;加之在焊縫冷卻過程中，鈦合金與不銹鋼的線膨脹系數及導熱系數存在顯著差異，導致接頭中形成較大內應力。在應力作用下硬脆的金屬間化合物易自發開裂形成裂紋，無法形成高質量焊接接頭。因此減少焊縫中Ti、Fe含量抑制 Ti-Fe 金屬間化合物的形成，以及降低焊接接頭的應力是獲得鈦合金與不銹鋼優質連接的突破點[1-5]。為了解決上述問題，多采用在鈦合金與不銹鋼之間添加合適的中間過渡材料，對 Fe、Ti元素擴散進行抑制以此消除金屬間化合物改善接頭性能。中間過渡層的選取又賴于其與 Ti 和 Fe 的冶金相容性等要素?？刹殚喌降拟伜辖鹋c不銹鋼之間連接方法主要包括釬焊、擴散焊、摩擦焊、電子束焊和激光焊等。其中釬焊、擴散焊和摩擦焊的制備工藝較為復雜，無法滿足不同焊接結構的技術要求及大規模生產。隨著激光焊、電子束焊技術的逐步完善，使得鈦合金與不銹鋼的熔焊具備可行性。電子束焊因需在真空環境中進行，使其應用受到限制，而激光焊技術具有高可控性、局部熱源集中、熱影響區范圍小等特點，同時在制造效率、靈活性等方面優勢明顯[6-11]。綜上所述，若能突破鈦合金/不銹鋼復合構件高強度、高韌性的焊接要求，將解決產品制造瓶頸，產生可觀的經濟效益。

諸多科研工作者采用 Cu、Ni、Nb 及 Zr 等金屬作為過渡材料嘗試實現鈦/鋼的連接[12-15]。其中釩(V)作為一種潛在的備選材料，其自身不僅具有較好的強度及延展性，且在耐腐蝕性能方面表現優異。同時 V 與 Ti 可形成連續固溶體，V 與 Fe 也具有較大的固溶度。余騰義等[16]以條狀 V 金屬作為中間層，采用鈦合金+激光焊縫 1+V金屬條+激光焊縫 2+不銹鋼的雙道激光焊方式，以及吉林大學張巖采用相同的連接方式，在優化工藝后制備鈦合金/不銹鋼接頭的抗拉強度均取得一定的成果。

作為當下一種先進的制造技術，激光熔覆是利用高能密度激光束使熔覆材料與金屬基材一同快速熔凝,形成與基材表面冶金結合良好熔覆層的一種表面改性技術。該技術具有熱源集中、低稀釋率及成形優良可控等特點，可以制備出具有一定冶金、力學或物理性能的過渡金屬層。尤其對于物理、化學性能存在較大差異的不同金屬有較強的同化作用[18-19]，有利于異種金屬連接的研究。

本工作區別于以往的鈦/鋼連接方式，首先采用激光熔覆在 Ti-4Al-2V 鈦合金端面制備一定厚度的 V 過渡層，研究激光熔覆過程的工藝特點、V 熔覆層形貌及成分分布等，而后對熔覆試樣進行消應力處理+機械加工，最后將加工后 V 過渡層熔覆試樣與不銹鋼進行激光組對焊接。通過 V 過渡層避免 Ti 與 Fe 之間發生冶金反應，分析驗證該復合連接構件的結構特征、力學性能等指標。

2、實驗

所用激光熔覆設備主要包含 MFSC 6 kW 激光器及快速熔覆噴嘴，圖 1 為獨立設計的熔覆噴嘴。

噴嘴采用同軸送粉，在熔覆過程中激光能量同時作用在基材和粉末上，粉末在進入熔池前呈小顆粒熔滴的形態，制備過程的能量分配方式更加趨于合理，可以提升加工效率，改善熔覆質量、擴展熔覆基材的選材范圍。

實驗所用原料包括 Ti-4Al-2V 鈦合金、06Cr18Ni11Ti不銹鋼及純 V 粉末。表 1、表 2 分別為 Ti-4Al-2V 和 06Cr18Ni11Ti 母材的化學成分，V 粉純度 99.99%，粒度53~150μm,粉末使用前需在 120~150℃下烘干 1.5~2h。

圖 2 為在鈦合金端面上激光熔覆 V 過渡層工藝流程，具體如下:步驟一，首先對鈦合金母材及輔助板進行預處理,包括機械磨拋及超聲波清洗,接下來將裝配完成的上述工件在兩側端頭分別點焊固定。而后將其置于工藝平臺上并調整方位，保證熔覆過程中工件的待熔覆端面與熔覆噴嘴間的高度間隙(保證離焦量相同)及直線度的一致;步驟二，在工件上端面采用多層多道的方式激光熔覆制備 V 過渡層;步驟三，熔覆過渡層整體厚度達到要求后，對該試樣采用線切割將兩側的輔助板及熔覆方向上的前、后端頭切除,而后對其進行消應力熱處理;步驟四,對試樣進行機械加工保證熔覆金屬各表面光潔平整，并對試樣再次進行清洗。

最后,將清洗完成后的鈦合金+V 熔覆層試樣與不銹鋼進行激光焊接。焊接過程中需對工件背面進行持續的氬氣保護，見下圖 3 所示。

熔覆過程中送粉保護、同軸保護氣及脫罩保護氣均采用 99.999%的高純氬氣,進行多層多道熔覆過程中所用工藝參數見表 3 所示。其中,送粉保護氣(powder feeding protective gas),簡稱 PFPG;同軸保護氣(coaxial protective gas),簡稱 CPG。

表1 Ti-4Al-2V合金的化學成分

Table 1 Chemical composition of Ti-4Al-2V alloy(wt%)

表2 06Cr18Ni11Ti不銹鋼的化學成分

Table 2 Chemical composition of 06Cr18Ni11Ti stainless steel(wt%)

焊接設備采用銳科 3000 W 激光器，激光頭為萬順興 ND42，激光焊工藝參數見表 4，其中，振鏡的擺動模式為圓形軌跡;偏移量為以組對貼合面為基準向不銹鋼側平移。

采用 Carl Zeiss Axio Imager M2m(OM)光學顯微鏡對熔覆層及焊接接頭截面形貌進行觀察;蔡司 Sigma500型號場發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)進行化學元素及斷口形貌分析;德國布魯克 D8 ADVANCE 型號 X 射線衍射儀進行物相分析;INSTRON 5982 電子萬能拉伸試驗機進行抗拉強度測試,加載速率為 0.9 mm/min;鋼研納克NI300C 儀器化沖擊試驗機進行沖擊功檢測;新盛科技 YGCH-G2-60 型熱處理爐，對熔覆后的鈦合金+V 過渡層試樣進行消應力處理;Wilson VH1102 維氏硬度計測量焊接接頭的顯微硬度分布，測試間隔為 0.5mm，加載載荷為 2.94N，保壓時間 15s。

表3 激光熔覆工藝參數

Table 3 Laser cladding process parameters

表4 激光對接焊工藝參數

Table 4 Process parameters for laser butt welding

3、結果與分析

3.1激光熔覆V過渡層

由于V與鈦合金之間可無限固溶，熔覆過程中鈦合金母材與 V 粉末顆粒形成的液態金屬充分互溶，熔覆金屬表面均勻鋪展呈現銀白色金屬光澤,無咬邊、裂紋等存在。

熔覆過程前段，隨著 V 層厚度的遞增，熔覆金屬中鈦合金所含元素的成分占比逐漸降低，V 含量逐漸升高，圖4 為根據 EDS 檢測結果表征的熔覆層近表面 Ti、V 兩主要元素與熔覆厚度的關系曲線(以熔覆層與鈦合金母材的熔合線為初始厚度 0)。

依據對多個熔覆試樣測試結果發現，當 V 熔覆層厚度達到 6.8mm 時，熔覆金屬上端近表面 Ti 含量為0.18wt%~0.22wt%，V 的成分占比約為 98wt%;而后隨著熔覆層厚度的繼續增加，Ti 含量并沒有持續降低，Ti、V的含量僅在極小的范圍內反復波動，見圖 4。為了 V 熔覆試樣與不銹鋼焊接時保證焊縫中 Ti 含量控制至最低，加之考慮到激光焊縫熔寬約為 2mm(單側熔寬 1mm)。綜上，加工后的待焊熔覆試樣上 V 層厚度應控制在 8±0.5mm為宜。

圖 5 為鈦合金母材上 V 熔覆金屬的宏觀形貌。在熔覆方向上的不同區域，因所含鈦合金元素及 V 含量存在差異而呈現出不同的組織形貌。熔覆金屬中距離鈦合金母材較近的部位，主要以粗大的柱狀晶為主，這是由于 Ti-4Al-2V 導熱性較差，組織極易過熱而快速生長;當熔覆至第 5 層及后續區域，隨著鈦合金元素被進一步稀釋而 V 含量升高到一定程度時，柱狀組織消失轉而呈現出 V 單質的形貌特征。經 EDS 檢測獲知第 5 層熔覆金屬中 V 含量達到約 92wt%，鑒于 V 具有優良耐腐蝕性使得界面無法呈現出清晰的組織特征。

3.2焊接接頭宏觀形貌

圖 6 為鈦合金+V 熔覆層試樣與不銹鋼焊接接頭的宏觀形貌。激光束施焊過程中不銹鋼與部分熔化的 V 熔覆層形成焊縫，未熔化的 V 層起到屏蔽過渡作用。焊縫中未發現氣孔、裂紋等焊接缺陷。

圖 6 可見，位于焊縫兩側的不銹鋼、V 熔覆層熔合界面，V 層一側的熔合比明顯小于不銹鋼側。不僅是由于 V 作為難熔金屬其相較于不銹鋼的熔點更高，同時由于激光焊接過程中采用將激光束向不銹鋼一側偏移所致。這是因為當焊縫中 V 含量達到一定范圍時，V 與不銹鋼中的 Fe 元素可能形成 FeV 金屬間化合物(σ 相)。為了控制 V 在焊縫中的熔合比進而抑制 σ 相的析出，施焊過程中采用將激光束向不銹鋼一側偏移 0.4mm。

3.3焊接接頭微觀組織

采用光學顯微鏡對焊縫與不銹鋼、焊縫與 V 熔覆層的結合界面分別進行分析，見圖 7、圖 8。

圖 7 為不銹鋼母材與焊縫結合界面的微觀形貌，界面區域未發現裂紋等缺陷存在，說明 V 熔覆層起到了很好的屏蔽作用。由于 06Cr18Ni11Ti 不銹鋼為單一奧氏體組織，接頭產生了焊縫、熱影響區與母材 3 個組織特征不同的區域。其中，熱影響區(HAZ)寬度在 0.2~0.3mm，HAZ 內的奧氏體呈現明顯長大的柱狀組織，母材通過聯生結晶向著焊縫中心外延生長。

圖 8 為 V 熔覆層與焊縫結合界面微觀形貌，在界面附近未發現存在缺陷，但在界面上沿著熔合線分布著寬度很小的深色帶狀組織。為了進一步確定該區域的形貌、成分分布及物相組成，采用掃描電鏡、EDS 及 XRD 對帶狀組織所在位置及其他區域進行深入研究。

圖 9a~9c 分別為掃描電鏡下焊縫與 V 熔覆層結合界面、焊縫中心、焊縫與不銹鋼結合界面的微觀形貌。

圖 9a 所示，在掃描電鏡下可見寬度為 3~5μm 分布于焊縫與 V 熔覆層結合界面處的帶狀組織;圖 9b 為焊縫中心位置的組織形貌，該區域顯示為形狀不規則且尺寸較大的塊狀晶粒;由圖 9c 可見，不銹鋼一側的奧氏體組織向著焊縫中心延伸。

接下來，對焊縫與 V 熔覆層結合界面(界面 1)、焊縫中心、焊縫與不銹鋼結合界面(界面 2)進行 EDS 及 XRD 分析，結果見表 5 所示。

根據表 5 所示，焊縫中主要組成相為 V+(Fe,Cr)，即(Fe,V)固溶體。分析認為:由于 V 熔覆試樣與不銹鋼進行激光焊接時采用向不銹鋼一側偏移 0.4mm，導致焊縫中 V 層的熔合比變小，僅在與 V 層臨近的界面區域 V 元素的濃度較高。即使焊接過程激光以高頻率的旋轉軌跡行進，對液態熔池施加一定的攪拌作用，但由于 V 的熔化量有限，使得焊縫中距離 V 層距離稍遠的區域為貧 V 區?；?Fe-V 相圖和參考文獻[20-23]獲知，在 Fe-V 體系中僅當 V 含量在(34at%~60at%)區間內，(Fe,V)固溶體部分轉化為 σ 相。表 5 中焊縫大部分區域中 V 的濃度不在該區間內，抑制了焊縫中 σ 相的形成。而帶狀組織正好位于焊縫與 V 熔覆層的結合界面處，該區域內 V 的 EDS 檢測結果達到 59.6at%，滿足生成 σ 相的成分要求。

為了進一步分析驗證，對 3 個鈦/鋼焊接試樣的焊縫與 V 熔覆層結合界面分別進行 EDS 與 XRD 測試分析，如表 6、圖 10 所示。

3 個試樣上焊縫與 V 熔覆層結合界面區域的 XRD 檢測結果一致，見圖 10 所示。分析認為:帶狀組織中主要的組成相為(Fe,V)+σ 相。由于 σ 相的形成無法通過 XRD檢測獲得證實，鑒于該區域位于界面處的富 V 區，EDS測試結果顯示該區域 V 的濃度達到 51.6at%~59.7at%，恰好分布在生成 σ 相的(34at%~60at%)范圍區間，因此判定帶狀組織中存在 σ 脆性相。

表5 焊縫不同區域EDS及XRD分析結果

Table 5 Results of EDS and XRD analyses in different areas of weld seam

表6 焊縫與V熔覆層結合界面EDS分析結果

Table 6 EDS analysis results of the interface between weld seam and V cladding layer

3.4力學性能

表 7、表 8 分別為鈦/鋼焊接接頭室溫和高溫(350℃)強度及沖擊韌性的測試結果，室溫抗拉強度均值為 537.3MPa,高溫抗拉強度(350℃)均值為 426.3MPa。

由表 7、表 8 所示，鈦/鋼焊接試樣沖擊韌性均值分別為 38.2J/cm2(焊縫中心)、102.6J/cm2(熱影響區-V 熔覆層側),167.6J/cm2(熱影響區-不銹鋼側)。在室溫、高溫下的抗拉強度及沖擊韌性均超過目標值，滿足對于鈦/鋼異種材料構件在力學性能上的要求;同時焊縫的沖擊性能要顯著低于兩側的熱影響區，分析認為由于焊縫中存在少量 σ 脆性相致使其成為整個接頭區域中韌性薄弱區域。

3.5拉伸試樣宏觀形貌及斷口微觀形貌

圖 11 為鈦/鋼焊接接頭室溫拉伸試樣斷裂宏觀形貌，斷裂位置位于 V 熔覆層上且呈現出韌性斷裂特征的縮頸。說明焊縫與不銹鋼、焊縫與 V 層兩個結合界面的強度均高于 V 熔覆層。通過對大量試驗總結發現:強度值較高的試樣表現為韌性斷裂且斷裂位置均位于 V 熔覆層上，拉伸過程呈現出較大的拉伸位移;而強度值偏低的試樣，拉伸斷裂位置則位于焊縫，呈現為脆性斷裂特征且拉伸位移較小。綜上分析認為:想要獲得高強度值的鈦/鋼焊接接頭，需通過對熔覆工藝及焊接工藝的嚴格控制與優化，使得 V 熔覆層成為鈦/鋼接頭中強度最薄弱的區域。

表7焊接接頭室溫和高溫強度測試結果

Table 7 Test results of tensile strength of welded joints at room temperature and high temperature

表8焊接接頭沖擊韌性測試結果

Table 8 Impact toughness test results of welded joint

圖 12a~12c 為室溫拉伸試樣位于 V 熔覆層上斷口晶界的 SEM 圖像。圖 12a 中整個區域由密布的韌窩構成，圖 12b 呈現出中心以韌窩為主，上下兩側準解理的特征，圖 12c 則為上韌窩、下解理的形貌。

通過斷口不同部位 SEM 形貌分析總結發現:大部分區域的斷裂面呈現為布滿韌窩的韌性斷裂特征，佐證了拉伸過程出現縮頸現象;同時,在斷口局部位置存在著韌窩+解理或準解理的混合斷裂特征。綜上說明，斷裂過程中韌性與脆性斷裂同時存在，以韌性斷裂為主。

3.6消應力處理對V熔覆層殘余應力的影響

鑒于 V 過渡層采用多層多道激光熔覆制備而成，熔覆金屬中會存在較大的殘余應力。為了優化鈦/鋼焊接接頭的力學性能，對同一熔覆試樣進行消應力處理對比分析，驗證消應力處理前、后熔覆層上殘余應力的變化。消應力處理采用在熱處理爐中對鈦合金+V 熔覆層試樣進行后熱，熱處理工藝為 260±15℃，保溫時間 12h;爐內升溫/降溫速率需控制在≤56℃/h，隨爐冷卻。

采用 XRD 對 V 熔覆層上端面(待焊端面)的殘余應力進行測試，檢測結果見表 9(采用 XRD 檢測殘余應力得到的為相對值，依賴于與無應力狀態的對比)。由表 9可見:V 熔覆層上端面殘余應力始終顯示為壓應力;消應力處理后熔覆層縱向上的殘余應力下降了約 30%，橫向殘余應力下降約 16%。分析認為:采用多層多道熔覆制備過程中，激光的高能量輸入導致熔覆層與基材及相鄰兩道熔覆層之間形成顯著的溫度梯度，快速冷卻的熔覆層收縮時受到周圍金屬的限制，導致在熔覆層中產生壓應力。消應力處理對于消減殘余應力的效果顯著，有利于降低與不銹鋼焊接前 V 熔覆層內部的初始應力，控制后續焊接過程中焊縫因應力疊加而出現裂紋的萌生及擴展。

為了進一步驗證消應力處理對于接頭抗拉強度的影響，將 3 個在相同工藝下制備的鈦合金+V 熔覆試樣進行對比試驗。每個試樣沿熔覆方向均分切割成兩部分，將其中 1/2 試樣在未經消應力處理下與不銹鋼進行焊接，另外 1/2 試樣在經消應力處理后與不銹鋼進行激光焊(焊接工藝參數見表 4)，而后分別對上述試樣進行室溫強度測試，結果見表 10。

如表 10 所示，經過消應力處理的鈦合金+V 熔覆試樣的接頭強度，相較于 V 層未經過消應力處理的試樣，其抗拉強度提升約 20%;同時，未經消應力處理試樣的拉伸斷裂位置均位于焊縫，且斷裂形式為脆性斷裂，最大拉伸位移約為 7mm;經過消應力處理的試樣則斷裂在 V 熔覆層上且呈現出縮頸的韌性斷裂，最大拉伸位移在 13mm 以上。綜上，消應力處理不僅影響著焊接接頭的力學性能，同時直接決定著接頭拉伸過程中的斷裂位置及斷裂形式。

表9V熔覆層上端面消應力處理前、后的殘余應力

Table 9 Residual stress before and after stress relief treatment(SRT) on the upper end face of V cladding layer

表10消應力處理對于焊接接頭室溫抗拉強度的影響

Table 10 Effect of SRT on room-temperature tensile strength of welded joints

3.7焊接接頭顯微硬度

對鈦合金+V 熔覆層+焊縫+不銹鋼焊接接頭進行顯微硬度分析，以鈦合金母材為起始點，每間隔 0.5mm 向不銹鋼一側逐點檢測。

由圖 13 所示，V 熔覆層的硬度值整體上低于鈦合金母材，隨著厚度的增加 V 層上的硬度值呈現下降的趨勢;當過渡到焊縫區域時硬度值突然躍升達到整個接頭的最高(焊縫區域硬度均值達到 343HV0.5)。分析認為:除了由于激光焊接過程的熱循環作用，依據 Ustinovshikov 等人[22]的研究，還要歸因于焊縫中存在少量 σ 相。相較于張巖[17]采用其他方法制備的 V 與不銹鋼焊縫處 600HV 的硬度值，有了近 40%的降低，不僅印證了 V 過渡層的存在有利于緩解和釋放接頭的焊接應力，也間接證明了焊縫中 σ 脆性相含量實現有效控制。

4、結論

1)采用激光熔覆在 Ti-4Al-2V 端面制備 V 過渡層，EDS 測試結果顯示:當 V 層厚度達到 6.8mm 時，其近表面 Ti 含量為 0.18wt%~0.22wt%，V 的成分占比約為 98wt%;隨著熔覆厚度的繼續增加，熔覆層中 Ti、V 及其他元素的含量不再發生趨勢性的改變，僅在極小范圍內波動。

2)利用振鏡激光焊制備的鈦合金+V 熔覆試樣與不銹鋼焊接接頭，焊縫中心及左、右兩個結合界面處未發現裂紋等缺陷。檢測結果顯示焊縫中絕大部分區域組織為(Fe,V)固溶體，僅在焊縫與 V 熔覆層結合界面處存在寬度為 3~5μm 的帶狀組織，經 EDS 及 XRD 結果分析判定該帶狀組織為(Fe,V)固溶體+σ 相。

3)采用本工藝制備的鈦/鋼焊接接頭，室溫抗拉強度均值為 537.3 MPa,高溫抗拉強度(350℃)均值為 426.3MPa，且室溫及高溫拉伸試樣均斷裂在 V 熔覆層上并呈現出明顯的縮頸;沖擊韌性均值分別為 38.2J/cm2(焊縫中心)、102.6J/cm2(熱影響區-V 熔覆層側)，167.6J/cm2(熱影響區-不銹鋼側)。位于 V 熔覆層上的拉伸斷口形貌絕大部分區域為韌窩，局部區域為韌窩+解理或準解理。說明韌性與脆性斷裂同時存在，以韌性斷裂為主。

4)對同一件鈦合金+V 熔覆試樣的待焊端面，在消應力處理前、后分別進行殘余應力測試，結果顯示:消應力處理后的 V 熔覆層，縱向殘余應力下降了約 30%，橫向殘余應力下降約 16%。經對比試驗發現:V 熔覆試樣經過消應力處理的焊接接頭，抗拉強度相較于未經熱處理的試樣有了 20%左右的提升;且未經消應力處理的試樣拉伸過程中呈現脆性斷裂，斷裂位置位于焊縫;而經過消應力處理的拉伸試樣斷裂在 V 熔覆層上，斷口顯示為韌性斷裂特征。

5)對鈦/鋼焊接接頭進行顯微硬度分析,結果顯示 V 熔覆層硬度值隨著厚度的增加整體呈現下降的趨勢，整個接頭的硬度值在焊縫處達到最高(均值為 343HV0.5)。分析認為除了由于激光焊接過程的熱循環作用，焊縫中存在少量的 σ 相也是因素之一。與同類文獻對比發現，焊縫位置 343HV 的硬度值相較其他方法有了近 40%的下降，不僅說明 V 過渡層的存在有利于緩解焊接接頭內應力，也間接證明了焊縫中 σ 相含量得到有效控制。

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（注，原文標題：激光熔覆V過渡層輔助鈦_鋼異種金屬激光焊接工藝及性能研究_李洋）